时效温度对Mg-12Gd-3Y-1Sm-0.5Zr合金组织和力学性能的影响

付三玲，李全安，张 清

(1 河南科技大学 物理工程学院，河南 洛阳 471023；2 河南科技大学 材料科学与工程学院，河南 洛阳 471023；3 有色金属共性技术河南省协同中心，河南 洛阳 471023)

镁合金是目前最轻的工程用金属结构材料，在航空航天、汽车、国防军工等领域有着重要的应用价值和广阔的应用前景[1-2]。而传统的镁合金存在耐热性能和抗高温蠕变性能差的缺点，这严重影响其推广应用，研发高温力学性能良好的耐热镁合金具有重要的现实意义。耐热镁合金研究始于镁合金的稀土合金化。早在20世纪30年代，科研工作者就在镁铝合金中添加微量稀土元素来提高合金的高温力学性能，进而稀土耐热镁合金引起了人们广泛关注[3]。稀土是镁合金最有效的合金化元素，在镁合金中添加稀土元素后可细化合金组织，净化合金熔体，生成的稀土化合物由于具有良好的热稳定性可强化晶界，提高高温强度、抗蠕变性能和耐蚀性能。稀土元素Gd，Y，Nd，Sm等在镁基体中具有较大的极限固溶度，且固溶度随温度的降低而急剧下降，可以在镁合金中实现固溶强化和时效强化，可显著提高合金的室温和高温力学性能[4-9]。由于稀土元素Gd在镁合金时效过程中形成热稳定性更高的析出相，使镁合金高温力学性能得到极大程度的提高，因此开发含Gd耐热镁合金是研究者的主要努力方向。

研究表明[10-11]，热处理可以改善材料组织，提高其强度、塑性、韧性和耐磨性能等，热处理条件直接影响稀土镁合金的组织和性能。时效处理是一种很有效的改善合金性能的方法[12-13]。本课题组通过对稀土元素Gd含量较高的Mg-Gd系镁合金的长期研究发现，作为一种典型的析出强化型镁合金，合金的热处理方式对合金中析出相的种类、形状、大小和分布有直接的影响，这对合金性能是非常重要的。本工作以课题组自主开发的具有自主知识产权的Mg-12Gd-3Y-1Sm-0.5Zr合金为研究对象，研究时效热处理温度对该合金显微组织和力学性能的影响，优选出最佳的时效热处理温度，并探讨该合金在不同温度下的时效强化机制及对该系合金出现的特有的抗拉强度反常温度效应的影响，为设计开发新型镁合金和进一步扩大镁合金的使用范围提供一定的理论基础。

1 实验材料与方法

所用原材料为纯镁(纯度为99.98%)、Mg-30Gd、Mg-30Y、Mg-30Sm和Mg-25Zr中间合金，所有原材料在装炉前均进行干燥处理。合金熔炼在中频电磁感应炉中进行，采用高纯刚玉坩埚、金属型模具。熔炼全程通入CO2(99%，体积分数，下同)和SF6(1%)的混合保护气体。铸锭切割成毛坯，分别在马弗炉和箱式炉中进行固溶和时效热处理。固溶热处理条件：525 ℃，6 h，温水淬火；时效热处理条件：200，250 ℃和300 ℃，分别在0.5，1，2，8，10，12，18，48 h和120 h时取样，空冷，并采用MH-3型显微硬度计对试样进行维氏硬度测试，载荷0.98 N，保载10 s，不同部位测试5次，取平均值，从而确定合金在各温度下的时效峰值，并获得相应峰时效热处理实验合金。

实验合金采用D8 Advance型X射线衍射仪(XRD)进行测试，利用Jade软件进行物相分析；采用光学显微镜(OM)对合金显微组织进行观察，试样经过400～1500#砂纸逐级打磨，抛光机抛光，采用4%硝酸酒精作为腐蚀剂，腐蚀时间5～10 s；采用JEM-2100透射电子显微镜(TEM)观察合金的微观组态及相的形貌，并结合选区电子衍射分析相的晶体结构、分布和相互之间的位向关系等。

拉伸试样按照国家标准GB6397-1986《金属拉伸实验试样》进行加工，横截面采用圆形，为了满足高温拉伸实验装置的夹持要求，试样两端需加工成直径为M10的螺纹，形状及尺寸如图1所示。

图1 拉伸试样

将拉伸试样分别在室温(25 ℃)和高温(200，250 ℃和300 ℃)下，利用AG-I 250 kN精密万能电子拉伸试验机进行拉伸性能实验，拉伸速率为1 mm/min。高温拉伸试样采用电阻炉加热，保温5 min。

2 结果与分析

Mg-12Gd-3Y-1Sm-0.5Zr合金在200，250 ℃和300 ℃下的时效硬化曲线如图2所示。从图中可见，合金在200，250 ℃和300 ℃下的显微硬度均随着时效时间增长先快速上升，到达峰值后，缓慢下降。根据显微硬度分析，随时效温度提高，由于原子扩散速度增快，第二相析出速度加快，合金峰时效硬度最大值出现时间发生明显前移，在时效温度为200，250 ℃和300 ℃下的峰时效硬度最大值出现的时间分别为18，8 h和4 h，硬度最大值随时效温度提高而逐渐降低，分别为149.5，138.4HV和136.0HV。所用合金为200，250 ℃和300 ℃时效温度下的各峰时效热处理的合金。

图3为Mg-12Gd-3Y-1Sm-0.5Zr合金在200，250 ℃和300 ℃峰时效时的XRD谱。通过XRD谱分析可知，各峰时效合金中的相均由α-Mg,Mg5Gd,Mg24Y5和Mg41Sm5相组成。与合金经200 ℃峰时效后的特征衍射峰相比，合金在经250 ℃和300 ℃峰时效后的Mg5Gd,Mg24Y5和Mg41Sm5相的特征衍射峰都更加明显，且随时效温度的升高，各峰时效合金的第二相特征衍射峰越来越高，说明析出相数量越来越大。

图2 Mg-12Gd-3Y-1Sm-0.5Zr合金的硬度-时效温度曲线

图3 合金在不同温度时效后的XRD谱

图4为Mg-12Gd-3Y-1Sm-0.5Zr合金在不同时效温度下各峰时效的光学显微组织。

由图4可知，三种峰时效合金晶界都比较完整，晶内和晶界上都有大量的颗粒状相。进一步对比可以看出，随时效温度的提高，合金晶粒尺寸逐渐增大，析出相逐渐长大，数量随时效温度的提高也逐渐增多，在300 ℃时的析出相数量最多，这与金属凝固原理一致，温度越高，原子扩散速度越快，促进析出相的生长。

图4 不同时效温度下合金的光学显微组织

图5为Mg-12Gd-3Y-1Sm-0.5Zr合金在各时效热处理温度下峰时效的透射电镜明场像。从图5(a)中可以看出，合金经200 ℃时效热处理后，合金中出现了大量弥散分布的颗粒状第二相，由对应的电子衍射谱确定该细小颗粒相为具有底心正交的β′相。随着时效温度的提高(见图5(b))，第二相尺寸明显增大，在250 ℃时第二相长大呈竹叶状，网状联结，均匀分布于基体中，由衍射谱确定该相仍为具有底心正交的β′相。合金经300 ℃时效热处理后，基体中析出了大量片状的第二相，尺寸进一步增大(见图5(c))，由对应的衍射谱可确定该相为具有面心立方结构的β相。结合XRD分析，合金中析出相β′相为Mg5Gd，Mg24Y5和Mg41Sm5相的混合相。根据文献[14-16]，可确定该相的化学式为Mg5RE，RE为Gd，Y，Sm。随时效热处理温度的提高，第二相尺寸逐渐增大，时效温度在200，250 ℃时，析出相为β′相，时效温度在300 ℃时，析出相为β相。

图5 不同时效温度下合金的TEM明场像和对应的选区电子衍射谱

表1为不同峰时效处理后合金的力学性能。从表1可以看出，Mg-12Gd-3Y-1Sm-0.5Zr合金经200，250 ℃峰时效处理后随拉伸温度的提高，抗拉强度和屈服强度均先升高后降低，其抗拉强度均在250 ℃拉伸时出现最大值，分别为271,272 MPa，出现了反常现象，即：合金在室温到250 ℃范围内，随着拉伸温度的提高不但没有降低，反而明显提高，本课题组把这种反常现象称为“抗拉强度反常温度效应”；300 ℃峰时效处理的合金的抗拉强度和屈服强度均随拉伸温度的升高而降低，未出现抗拉强度反常温度效应。经200，250 ℃和300 ℃峰时效处理的合金在室温，200，250 ℃和300 ℃拉伸时，伸长率均随拉伸温度升高而升高。

表1 不同时效温度下合金的力学性能

通过对比，在室温、200 ℃和250 ℃拉伸时，各峰时效合金的抗拉强度和屈服强度均随时效温度的升高先升高后降低，在250 ℃峰时效时达到最大；在300 ℃拉伸时，各峰时效合金的抗拉强度和屈服强度均随时效温度的升高而降低。合金经250 ℃峰时效处理与经200 ℃峰时效处理相比，在室温，200，250 ℃和300 ℃高温拉伸时的抗拉强度分别提高了21%，10%，1%和2.1%，屈服强度分别提高了22%，14%和5.4%。经200，250 ℃和300 ℃峰时效处理的合金在室温，200，250 ℃及300 ℃拉伸时，伸长率均随时效温度的升高而升高，300 ℃峰时效处理的合金与200 ℃峰时效处理的合金相比，室温伸长率提高了22%。

图6为在不同温度峰时效处理的Mg-12Gd-3Y-1Sm-0.5Zr合金室温拉伸断裂后的断口形貌。从图6可见三个断口中均存在大量的解理刻面和二次裂纹，均属解理断裂形式。图7为Mg-12Gd-3Y-1Sm-0.5Zr合金在300 ℃峰时效处理后在室温，200，250 ℃和300 ℃拉伸断裂后的断口形貌。合金在室温和200 ℃的拉伸断口有尺寸较大的解理面，还存在较大完整的凹坑，可判断合金断裂方式为沿晶脆性断裂；在250 ℃拉伸时，断口周围解理面减少，出现少量的撕裂棱，韧性断裂特征增加；在300 ℃拉伸时，断口形貌撕裂棱增多，拉伸断口出现韧性断裂特征，属于混合断裂。此结果与拉伸实验及微观组织结果一致。

图6 合金在不同温度峰时效处理后室温拉伸断口形貌

图7 300 ℃峰时效处理的合金在不同拉伸温度下拉伸断口形貌

本课题组长期从事耐热镁合金的研究与开发，自主开发和设计了一系列Mg-Gd系、Mg-Gd-Y系和Mg-Gd-Y-Sm-Zr系镁合金，发现该系合金中只有当Gd含量较高时，抗拉强度才会出现反常温度效应，并经多次实验验证，确认此现象属于该合金系的本质属性。

结合课题组前期研究[17]，可知产生该现象的合金室温下的显微组织主要由α-Mg基体和颗粒状β′相组成，β′相具有底心正交结构，与基体呈共格关系，耐热性高，在基体中呈网络状组织均匀分布，合金高温力学性能优异。作者前期对该系合金中各稀土元素及其含量对抗拉强度反常温度效应的影响进行了深入研究[17]，并通过对该合金做高温拉伸和原位加热透射电镜等实验，系统研究合金在高温拉伸过程中所表现的抗拉强度反常温度效应产生的微观机理。尤其是采用带有加热台的透射电镜模拟高温瞬时拉伸的温度环境(短时高温)，在高温下透射电镜进行原位分析发现，时效态合金在200 ℃和250 ℃原位加热时合金中部分β′相演变为尺寸更加细小的纳米级β1相，该相具有面心立方结构，形态更加圆整，在基体中弥散分布，耐热性更强，这一相转变可进一步提高合金的高温瞬时力学性能，而在合金经高温拉伸恢复至室温后未发现β1相，所以在本研究中Mg-12Gd-3Y-1Sm-0.5Zr合金经200 ℃和250 ℃峰时效处理后，合金中析出相为β′相，出现了抗拉强度反常温度效应，高温力学性能优异。在300 ℃峰时效处理后析出相为β相，β相晶胞大，与基体不共格，高温热稳定性差，所以随着拉伸温度的升高合金的抗拉强度逐渐降低，未出现抗拉强度反常温度效应。

3 结论

(1)Mg-12Gd-3Y-1Sm-0.5Zr合金经不同温度时效热处理后均出现时效硬化现象，并且随时效温度提高，硬度峰值出现越早。合金在不同时效温度下硬度最大值随时效温度提高而逐渐降低。合金在200，250 ℃和300 ℃时效硬度峰值分别为149.5，138.4HV和136.0HV。

(2)合金经200，250 ℃峰时效处理后，合金析出相为β′相，合金高温力学性能优异；合金经300 ℃峰时效处理后，合金析出相为β相，β相晶胞大，与基体不共格，高温热稳定性差，合金性能下降。

(3)合金经200 ℃和250 ℃峰时效处理后，在室温，200，250 ℃和300 ℃拉伸过程中，抗拉强度和屈服强度均随时效温度的升高先升高后降低，出现了反常温度效应；在300 ℃峰时效处理后，未出现反常温度效应；经200，250 ℃和300 ℃各峰时效处理的合金，伸长率均随拉伸温度和时效温度的升高而升高。